WO2013069754A1 - 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

無方向性電磁鋼板およびその製造方法 Download PDF

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藤倉　昌浩
義行 牛神
鉄州 村川
真一 金尾
誠 安宅
毅 市江
紘二郎 堀
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新日鐵住金株式会社
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    • H01F1/14791—Fe-Si-Al based alloys, e.g. Sendust

Definitions

  • the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet having an ⁇ - ⁇ transformation (ferrite-austenite transformation) and excellent magnetic properties, and a method for producing the same.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2011-247637 filed in Japan on November 11, 2011 and Japanese Patent Application No. 2011-247683 filed in Japan on November 11, 2011. The contents are incorporated herein.
  • non-oriented electrical steel sheets used as iron cores are required to have higher magnetic flux density and lower iron loss.
  • low-Si steel is advantageous for producing a steel plate with a high magnetic flux density, but it inevitably uses steel having a component composition range having an ⁇ - ⁇ transformation.
  • Many methods have been proposed for improving the magnetic properties of low-Si non-oriented electrical steel sheets.
  • Patent Document 1 proposes a method in which hot rolling is finished at an Ar3 transformation point or higher, and the temperature is slowly cooled from the Ar3 transformation point to an Ar1 transformation point at 5 ° C / sec or less.
  • Patent Document 2 proposes a method in which Sn is added to steel, the finishing temperature of hot rolling is controlled according to the Sn concentration, and a high magnetic flux density is obtained.
  • this method is limited to a Si concentration of 0.4% or less, and is insufficient for obtaining a low iron loss.
  • Patent Document 3 proposes a steel plate that has a high magnetic flux density and excellent grain growth during strain relief annealing by limiting the heating temperature and finishing temperature during hot rolling. In this method, since there is no process such as self-annealing instead of hot rolling annealing, a high magnetic flux density cannot be obtained.
  • Patent Document 4 proposes that in hot rolling, a rough bar before finish rolling is heated online, the finishing temperature of hot rolling is Ar1 + 20 ° C. or more, and the winding temperature is 640 to 750 ° C. ing. However, this method aims at detoxification of precipitates, and a high magnetic flux density is not obtained.
  • An object of the present invention is a non-oriented electrical steel sheet having an ⁇ - ⁇ transformation, which is a non-oriented electrical steel sheet having a higher magnetic flux density and lower iron loss, and a method for producing the same. is there.
  • the present invention optimizes the hot rolling conditions together with the component composition of the steel to coarsen the structure after hot rolling annealing or the structure after self-annealing, and the product after cold rolling and finish annealing It increases the magnetic flux density.
  • the present invention thus made is as follows.
  • Non-magnetic precipitate AlN having an average diameter of 10 nm to 200 nm is a structure composed of ferrite grains having a number density of 10 pieces / ⁇ m 3 or less and not containing an unrecrystallized structure, and the average grain diameter of the ferrite grains is 30 ⁇ m. ⁇ 200 ⁇ m, A non-oriented electrical steel sheet having an average magnetic flux density B50 in a rolling direction and a direction perpendicular to a rolling direction of 1.75 T or more.
  • a method for producing a non-oriented electrical steel sheet characterized in that an annealing temperature in the hot rolling annealing is set to 750 ° C. to Ac1 transformation point, and an annealing temperature in the finish annealing is set to 800 ° C. to Ac1 transformation point.
  • a method for producing a non-oriented electrical steel sheet characterized in that an annealing temperature in the finish annealing is set to 800 ° C. to Ac1 transformation point.
  • B50 is the magnetic flux density when a magnetic field of 50 Hz and 5000 A / m is applied.
  • FIG. 1 is a diagram showing a change in the relationship between the hot rolling finishing temperature FT and the average magnetic flux density B50 when the holding time for hot rolling annealing is changed.
  • FIG. 2 is a diagram showing a change in the relationship between the hot rolling finishing temperature FT and the iron loss W15 / 50 when the hot rolling annealing holding time is changed.
  • FIG. 3 is a photograph showing an example of bending observed in a steel sheet that has been subjected to finish annealing after cold rolling on a material that has been processed under conditions where the finishing temperature FT of hot rolling is 1060 ° C. and the hot rolling annealing is 850 ° C. ⁇ 120 minutes. It is.
  • FIG. 4 is a photograph showing the metal structure of the cross section after hot rolling annealing.
  • FIG. 5 is a photograph showing the observation result of fine precipitates (SEM 50000 times).
  • the steel ingot was heated at a temperature of 1150 ° C. for 1 hour and subjected to hot rolling.
  • the finish rolling finish temperature FT was changed in the range of 880 ° C. to 1080 ° C.
  • the finished thickness was 2.5 mm.
  • the obtained hot rolled steel sheet is subjected to hot rolling annealing at a temperature of 850 ° C. and a holding time of 1 to 120 minutes, or the steel sheet is pickled without performing hot rolling annealing, and the thickness of the steel sheet is increased.
  • the thickness of the steel sheet is increased.
  • FIG. 1 shows the relationship between the finish rolling end temperature FT and the average magnetic flux density B50 in the L / C direction when the holding time for hot rolling annealing is changed.
  • FIG. 2 shows the relationship between the finish rolling finish temperature FT and the iron loss W15 / 90 when the hot rolling annealing holding time is changed.
  • the average magnetic flux density B50 has the highest finish rolling end temperature FT in the vicinity of the Ar1 transformation point.
  • the average magnetic flux density B50 of the material rises rapidly, and the lower the finish rolling end temperature FT, the higher the average magnetic flux density B50.
  • the average magnetic flux density B50 reaches 1.79T.
  • the average magnetic flux density B50 of the material increased rapidly and became around 1.81 T regardless of the finish rolling end temperature FT.
  • Table 1 shows the conditions under which folding was observed. Such a folding phenomenon is observed when the finish rolling finish temperature FT is high and the holding time for hot rolling annealing is long.
  • FIG. 4 shows a cross-sectional structure after hot rolling annealing.
  • FIG. 5 shows the result of the microstructure observation.
  • the finish rolling finish temperature FT was 1060 ° C.
  • fine precipitates were observed at the grain boundaries, and it was confirmed that the fine precipitates were AlN.
  • this fine AlN suppresses grain growth when the annealing holding time is short, it is presumed that abnormal grain growth occurs due to ripening and unbounding of grain boundaries.
  • the solubility of AlN is smaller in the ⁇ phase than in the ⁇ phase, a large amount of AlN precipitates when the parent phase is transformed from the ⁇ phase to the ⁇ phase.
  • the structure of the ⁇ phase before transformation includes an unrecrystallized structure in some cases, and even if recrystallized, the grain size is smaller than that of the ⁇ phase before reduction. .
  • ⁇ nuclei are generated with the grain boundaries of the old ⁇ phase as precipitation sites, and a fine ⁇ phase structure is formed. Since AlN is likely to precipitate simultaneously with the transformation, the grain boundaries of the ⁇ -phase grains become precipitation sites, and AlN precipitates finely and in large quantities.
  • the present invention has been made on the basis of such examination results, and the requirements for the non-oriented electrical steel sheet and the manufacturing method thereof defined in the present invention will be sequentially described in detail below.
  • % of content means the mass%.
  • C is a harmful element that degrades iron loss and also causes magnetic aging, so 0.005% or less. Preferably it is 0.003% or less. Including 0%.
  • Si is an element that increases the specific resistance of steel and decreases iron loss, and the lower limit is 0.1%. Excessive addition reduces the magnetic flux density. Therefore, the upper limit of Si is 2.0%. Preferably, it is 0.1% to 1.6%.
  • Mn increases the specific resistance of the steel and coarsens the sulfide to render it harmless. However, excessive addition leads to steel embrittlement and cost increase. Therefore, 0.05% to 0.6% is set. Preferably, it is 0.1% to 0.5%.
  • ⁇ P 0.100% or less> P is added to ensure the hardness of the steel sheet after recrystallization. Excessive addition causes embrittlement of the steel. Therefore, it is made 0.100% or less. Preferably, the content is 0.001% to 0.08%.
  • Al is easily bonded to N to form AlN.
  • the hot rolling method described later fine precipitation can be prevented.
  • the amount is too large, fine precipitation tends to occur even if the hot rolling method is used. Therefore, it is 0.5% or less.
  • it is also an element effective for deoxidation. Preferably, it is 0.03% to 0.4%.
  • At least one of Sn and Sb 0.05% to 0.2%> Sn and Sb are added as necessary to improve the texture after cold rolling and recrystallization and to increase the magnetic flux density.
  • the content is preferably 0.05% to 0.2%.
  • it is 0.05% to 0.15%.
  • ⁇ B 0.0005% to 0.0030%>
  • B forms BN, fixes N in preference to Al, and has the effect of suppressing fine precipitation of AlN when the steel sheet is transformed from the ⁇ phase to the ⁇ phase.
  • B is added as necessary. .
  • the content is preferably 0.0005% to 0.0030%.
  • the content is 0.001% to 0.002%.
  • the present invention seeks to obtain excellent magnetic properties by suppressing fine precipitation of AlN.
  • the presumed nitrogen content is in the normal range and is not particularly specified. For example, even if the content is 40 ppm, good magnetic properties can be obtained by using the present invention. More preferable magnetic properties can be obtained by setting the concentration to 30 ppm or less, more preferably 20 ppm or less.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention has the above-mentioned ⁇ - ⁇ transformation steel composition, and the balance of the composition is Fe and inevitable impurities.
  • the number density of nonmagnetic precipitates AlN having an average diameter of 10 nm to 200 nm in the steel sheet is suppressed to 10 pieces / ⁇ m 3 or less.
  • the average diameter of AlN that has the greatest effect on grain growth during hot rolling annealing or finish annealing was 10 nm to 200 nm. Therefore, the number density of AlN of this size is specified.
  • the number density exceeds 10 pieces / ⁇ m 3 , the grain growth of recrystallization of the hot-rolled steel sheet is not sufficient at the time of hot-rolling annealing, leading to a decrease in magnetic flux density. Furthermore, it adversely affects grain growth by recrystallization during finish annealing after cold rolling.
  • it is 5 / ⁇ m 3 or less.
  • the structure of the non-oriented electrical steel sheet of the present invention is a structure composed of ferrite grains not containing an unrecrystallized structure, and the average grain diameter of the ferrite grains is set to be 30 ⁇ m to 200 ⁇ m. Even if it contains an unrecrystallized structure or is completely recrystallized, if the average particle size is less than 30 ⁇ m, the hysteresis loss increases and the total iron loss increases. Preferably it is 40 micrometers or more, More preferably, it is 60 micrometers or more. On the other hand, when the average grain size of the ferrite grains exceeds 200 ⁇ m, eddy current loss increases and the total iron loss increases. Preferably it is 150 micrometers or less.
  • the average magnetic flux density B50 in the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling direction is 1.75 T or more. Further, as described above, Sn and Sb have the effect of improving the average magnetic flux density B50 by improving the texture after cold rolling and recrystallization.
  • the manufacturing method for obtaining the non-oriented electrical steel sheet of this invention is demonstrated.
  • the slab having the steel composition described above is hot-rolled, the obtained hot-rolled steel sheet is annealed, cold-rolled after pickling, and then subjected to finish annealing.
  • a method of self-annealing using the heat at the time of hot rolling is also possible for annealing the hot-rolled steel sheet.
  • the temperature at which the slab is heated in hot rolling is set to 1250 ° C. or lower in order to prevent re-dissolution / fine precipitation of impurities such as sulfides and to prevent iron loss.
  • the temperature is set to 1050 ° C. or higher.
  • the temperature is preferably 1100 ° C to 1200 ° C.
  • the subsequent hot rolling rough rolling and descaling may be performed by a normal method, and the conditions are not particularly limited.
  • the end temperature FT is set to 800 ° C. to (Ar1 transformation point + 20 ° C.).
  • the finish rolling end temperature FT is less than 800 ° C., the hot rolling operation becomes unstable and the productivity is lowered.
  • the finish rolling finish temperature FT is Ar1 transformation point + 20 ° C. or more, AlN is finely precipitated in a large amount at the ⁇ grain boundaries after transformation, and the grain growth of ferrite grains in the hot-rolled annealed steel sheet is inhibited. .
  • the steel sheet after cold rolling and recrystallization may be broken.
  • it is in the range of 800 ° C. to Ar1 transformation point.
  • the coil winding temperature is 500 to 700 ° C. If it is less than 500 degreeC, the operation of hot rolling will become unstable. If it is 700 degreeC or more, many scales will adsorb
  • the temperature range is from 750 ° C. to the Ac1 transformation point.
  • the holding time can be appropriately selected.
  • the method can be either continuous annealing or box annealing.
  • the hot-rolled annealed steel sheet is pickled, cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet, and then finish-annealed.
  • the annealed structure is a ferrite phase that does not contain an unrecrystallized structure, and the average grain size of the ferrite grains is 30 ⁇ m to 200 ⁇ m.
  • the annealing temperature is set to 800 ° C. or more.
  • the Ac1 transformation point is set below. The 850 ° C. to Ac1 transformation point is preferable.
  • the finish rolling finish temperature FT of the hot rolling is set to 800 ° C. to (Ar1 transformation point + 20 ° C.) as in the case of the external heating method. This is to avoid the ferrite grain growth during the subsequent self-annealing when operated at an Ar1 transformation point + 20 ° C. or higher.
  • the lower limit is set to 800 ° C. for stabilization of hot rolling operation, but a higher value is preferable for increasing the temperature of self-annealing after winding.
  • it is 850 ° C. to Ar 1 transformation point + 20 ° C.
  • the coil winding temperature is 780 ° C. or higher for self-annealing in which the coil itself is annealed with the heat of hot rolling.
  • the time until the water cooling is started is 10 minutes or more.
  • the coiling temperature is preferably 800 ° C. or higher, more preferably 850 ° C. or higher because the higher the temperature, the larger the structure due to self-annealing.
  • the coarse bar may be heated immediately before finish rolling in order to increase the winding temperature.
  • the subsequent coiling temperature may also decrease due to the limitation of the previous finishing temperature.
  • the hot-rolled steel sheet immediately before winding can be heated to raise the temperature to a temperature lower than the Ac1 transformation point.
  • These heating methods are not particularly limited, but induction heating or the like can be used.
  • the upper limit of the coiling temperature is preferably not more than the Ac1 transformation point. When it becomes higher than the Ac1 transformation point, it transforms again in the cooling process, the structure before cold rolling becomes fine, and the magnetic flux density after cold rolling and recrystallization decreases.
  • the self-annealed steel sheet produced by the above process is pickled, cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet, and then finish-annealed.
  • the annealed structure is a ferrite phase that does not contain an unrecrystallized structure, and the average grain size of the ferrite grains is 30 ⁇ m to 200 ⁇ m.
  • the annealing temperature is set to 800 ° C. or more.
  • the Ac1 transformation point is set below. The 850 ° C. to Ac1 transformation point is preferable.
  • the present invention is a non-oriented electrical steel sheet having a high magnetic flux density and a low iron loss as described above, and a method for producing the electrical steel sheet.
  • the present invention can be implemented using examples. The effects will be further described. Note that the conditions and the like in the experiments described below are examples adopted for confirming the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is not limited to these examples.
  • Example 1 An ingot having the composition shown in Table 2 was manufactured by melting in a vacuum in a laboratory, and then this ingot was heated and roughly rolled to obtain a coarse bar having a thickness of 40 mm. The obtained rough bar is hot-finished and rolled into a hot-rolled steel sheet having a thickness of 2.5 mm. After hot-rolling annealing at 850 ° C. for 15 minutes, pickling is performed to cool to 0.5 mm. Hot-rolled and finish-annealed. The table shows the transformation temperature, hot rolling heating temperature, finish rolling temperature, winding equivalent temperature, and finish annealing temperature after cold rolling of each steel.
  • the magnetic properties of the obtained sample were evaluated by the Epstein method (JIS C 2556), the particle size was measured (JIS G 0552), and the precipitates were also observed. The results are also shown in the same table.
  • the magnetic characteristics are shown as average values in the L direction and the C direction. In this evaluation, a case where the average magnetic flux density B50 was 1.75 T or more and the iron loss W15 / 50 was 5.0 W / kg or less was evaluated as good, and all the examples of the present invention obtained good characteristics.
  • Example 2 In mass%, C: 0.0014%, Si: 0.5%, Mn: 0.2%, P: 0.076%, Al: 0.3%, and Sn: 0.09%, An ingot made of steel having a component composition with the balance being Fe and inevitable impurities was melted in a laboratory vacuum melting furnace. This steel has an Ar1 transformation point of 955 ° C, an Ar3 transformation point of 985 ° C, and an Ac1 transformation point of 1018 ° C.
  • the non-oriented electrical steel sheet manufactured by the manufacturing method within the scope of the present invention obtained excellent magnetic properties.
  • D2, D3, and D5 were all processed at a temperature at which the hot rolling operation becomes unstable, and in this experiment, a non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties was obtained, but the reproducibility was up to Can not be confirmed.
  • D4 although the magnetic properties were excellent, the scale attached to the surface of the steel sheet could not be sufficiently removed by pickling, and the steel sheet shape was abnormally deteriorated by cold rolling, so it could not be handled as a product. Met.
  • Example 3 The molten steel melted in the converter was vacuum degassed, adjusted to the composition shown in Table 4, and continuously cast into a slab.
  • the slab was heated and hot-rolled, and the thickness was 2.5 mm. It was wound up as a hot rolled plate.
  • the table shows the transformation temperature of each steel, the heating temperature of the slab, the finishing temperature of finish rolling, and the winding temperature of the hot rolled steel sheet. Thereafter, the hot-rolled steel sheet was pickled, cold-rolled to 0.5 mm, and subjected to finish annealing. The finish annealing temperature is also shown in the same table.
  • the obtained material was subjected to magnetic measurement, particle size measurement, and precipitation observation in the same manner as in Example 1.
  • the manufacturing conditions and measurement results are shown together in Table 4.
  • Table 4 a case where the average magnetic flux density B50 was 1.75 T or more and the iron loss W15 / 50 was 5.0 W / kg or less was evaluated as good, and all the examples of the present invention obtained good characteristics.
  • the non-oriented electrical steel sheet having the component composition within the range of the present invention has excellent magnetic properties.
  • F3 had a low average magnetic flux density B50
  • F6 had a break in the steel sheet
  • the others had a large iron loss.
  • This steel had an Ar1 transformation point of 955 ° C, an Ar3 transformation point of 985 ° C, and an Ac1 transformation point of 1018 ° C.
  • This slab was heated, hot-rolled, and wound up as a hot-rolled steel sheet having a thickness of 2.5 mm.
  • Table 5 shows the heating temperature of the slab, the finishing temperature of the finish rolling, and the winding temperature of the hot-rolled steel sheet.
  • the wound coil was held for 15 minutes and then cooled with water. Some materials having a high winding temperature were heated immediately before winding. Thereafter, the hot-rolled steel sheet was pickled, cold-rolled to 0.5 mm, and subjected to finish annealing at the temperature shown in Table 5 for 30 seconds.
  • Example 2 The obtained material was subjected to magnetic measurement, particle size measurement, and precipitation observation in the same manner as in Example 1.
  • the production conditions and measurement results are shown together in Table 5.
  • Sn average magnetic flux density
  • the non-oriented electrical steel sheet manufactured by the manufacturing method within the scope of the present invention has excellent magnetic properties.
  • F3 had a low average magnetic flux density B50
  • F6 had a fracture in the steel sheet
  • the others had a large iron loss.
  • the present invention can contribute to high efficiency of various devices such as motors.

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Abstract

　質量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：０．１％～２．０％、Ｍｎ：０．０５％～０．６％、Ｐ：０．１００％以下、Ａｌ：０．５％以下を含有し、平均直径１０ｎｍ～２００ｎｍの非磁性析出物ＡｌＮを、個数密度１０個／μｍ３以下含有し、圧延方向及び圧延直角方向の平均の磁束密度Ｂ５０が１．７５Ｔ以上である無方向性電磁鋼板。この無方向性電磁鋼板は、７５０℃～Ａｃ１変態点の温度で熱間圧延焼鈍を施す方法と、コイルの巻き取り温度を７８０℃以上として自己焼鈍する方法との二つの方法で製造することができる。

Description

無方向性電磁鋼板およびその製造方法
　本発明は、α－γ変態（フェライト－オーステナイト変態）を有する磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板及びその製造方法に関するものである。本願は、２０１１年１１月１１日に日本に出願された特願２０１１－２４７６３７号、及び２０１１年１１月１１日に日本に出願された特願２０１１－２４７６８３号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年の各種電気機器の高効率化要求の高まりに従い、鉄心として用いられる無方向性電磁鋼板には、高磁束密度化と低鉄損化とが求められている。特に高い磁束密度の鋼板を作製するには低Ｓｉの鋼が有利であるが、それは必然的にα－γ変態を持つ成分組成範囲の鋼を利用することになる。低Ｓｉの無方向性電磁鋼板において、磁気特性を向上させる方法が多数提案されている。
　例えば、特許文献１には、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を終了し、Ａｒ３変態点からＡｒ１変態点の温度域を５℃／ｓｅｃ以下で緩冷する方法が提案されている。しかし、この冷却速度を実機の熱間圧延で行うことは困難である。
　また、特許文献２には、鋼にＳｎを添加し、Ｓｎ濃度に応じて熱間圧延の仕上げ温度を制御し、高い磁束密度を得る方法が提案されている。しかしこの方法はＳｉ濃度が０．４％以下に限定されており、低い鉄損を得るには不十分である。
　また、特許文献３には、熱間圧延時の加熱温度や仕上げ温度を限定することによって、高い磁束密度と歪とり焼鈍時の粒成長性に優れる鋼板が提案されている。この方法は、熱間圧延焼鈍に代わる自己焼鈍などの工程がないため、高い磁束密度を得ることはできていない。
　また、特許文献４は、熱間圧延において、仕上げ圧延前の粗バーをオンラインで加熱し、熱間圧延の仕上げ温度をＡｒ１＋２０℃以上とし、巻き取り温度を６４０～７５０℃とすることが提案されている。ところが、この方法は析出物の無害化を目的としており、高い磁束密度は得られていない。
特開平６－１９２７３１号公報 特開２００６－２４１５５４号公報 特開２００７－２１７７４４号公報 特開平１１－６１２５７号公報
　本発明の課題は、α－γ変態を持つ無方向性電磁鋼板にであって、より高磁束密度であって、かつ低鉄損である無方向性電磁鋼板及びその製造方法を提供することである。
　本発明は、鋼の成分組成と共に熱間圧延条件を最適化することによって、熱間圧延焼鈍後の組織、あるいは、自己焼鈍後の組織を粗大化させ、冷間圧延、仕上げ焼鈍後の製品の磁束密度を高めるものである。
　そのようになされた本発明は次のとおりである。
（１）質量％で、
　Ｃ：０．００５％以下、
　Ｓｉ：０．１％～２．０％、
　Ｍｎ：０．０５％～０．６％、
　Ｐ：０．１００％以下、
　Ａｌ：０．５％以下、
　を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物であり、
　平均直径１０ｎｍ～２００ｎｍの非磁性析出物ＡｌＮを、個数密度１０個／μｍ３以下含有し、かつ、未再結晶組織を含まないフェライト粒からなる組織であり、前記フェライト粒の平均粒径が３０μｍ～２００μｍであり、
　圧延方向及び圧延直角方向の平均の磁束密度Ｂ５０が１．７５Ｔ以上であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
（２）さらに、質量％で、Ｓｎ、Ｓｂの少なくとも一方を０．０５％～０．２％含有することを特徴とする（１）に記載の無方向性電磁鋼板。
（３）さらに、質量％で、Ｂを０．０００５％～０．００３０％含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の無方向性電磁鋼板。
（４）質量％で、
　Ｃ：０．００５％以下、
　Ｓｉ：０．１％～２．０％、
　Ｍｎ：０．０５％～０．６％、
　Ｐ：０．１００％以下、
　Ａｌ：０．５％以下
　を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物である鋼組成を有するスラブに熱間圧延を施して熱間圧延鋼板を得る工程と、
　前記熱間圧延鋼板に熱間圧延焼鈍を施して熱間圧延焼鈍鋼板を得る工程と、
　前記熱間圧延焼鈍鋼板に冷間圧延を施して冷間圧延鋼板を得る工程と、
　前記冷間圧延鋼板に仕上げ焼鈍を施す工程とを有し、
　前記熱間圧延において、前記スラブの加熱温度を１０５０℃～１２５０℃、仕上げ圧延の終了温度を８００℃～（Ａｒ１変態点＋２０℃）、コイルの巻き取り温度を５００℃～７００℃とし、
　前記熱間圧延焼鈍における焼鈍温度を７５０℃～Ａｃ１変態点とし、前記仕上げ焼鈍における焼鈍温度を８００℃～Ａｃ１変態点とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
（５）前記スラブは、さらに質量％で、Ｓｎ、Ｓｂの少なくとも一方を０．０５％～０．２％含有することを特徴とする（４）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
（６）前記スラブは、さらに質量％で、Ｂを０．０００５％～０．００３０％含有することを特徴とする（４）または（５）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
（７）質量％で、
　Ｃ：０．００５％以下、
　Ｓｉ：０．１％～２．０％、
　Ｍｎ：０．０５％～０．６％、
　Ｐ：０．１００％以下、
　Ａｌ：０．５％以下
　を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物である鋼組成を有するスラブに熱間圧延を施して熱間圧延鋼板を得る工程と、
　前記熱間圧延鋼板に冷間圧延を施して冷間圧延鋼板を得る工程と、
　前記冷間圧延鋼板に仕上げ焼鈍を施す工程とを有し、
　前記熱間圧延において、前記スラブの加熱温度を１０５０℃～１２５０℃、仕上げ圧延の終了温度を８００℃～（Ａｒ１変態点＋２０℃）、コイルの巻き取り温度を７８０℃以上とし、
　前記仕上げ焼鈍における焼鈍温度を８００℃～Ａｃ１変態点とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
（８）前記スラブは、さらに質量％で、Ｓｎ、Ｓｂの少なくとも一方を０．０５％～０．２％含有することを特徴とする（７）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
（９）前記スラブは、さらに質量％で、Ｂを０．０００５％～０．００３０％含有することを特徴とする（７）または（８）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
　ここでＢ５０は、５０Ｈｚ、５０００Ａ／ｍの磁場を印加した時の磁束密度である。
　本発明により、より高磁束密度であって、かつ低鉄損である無方向性電磁鋼板及びその製造方法を提供することができる。
図１は、熱間圧延焼鈍の保定時間を変化させた場合の、熱間圧延の仕上げ温度ＦＴと平均磁束密度Ｂ５０の関係の変化を示す図である。 図２は、熱間圧延焼鈍の保定時間を変化させた場合の、熱間圧延の仕上げ温度ＦＴと鉄損Ｗ１５／５０との関係の変化を示す図である。 図３は、熱間圧延の仕上げ温度ＦＴが１０６０℃、熱間圧延焼鈍が８５０℃×１２０分の条件で処理した材料を冷間圧延後に仕上げ焼鈍した鋼板に観察された折れの一例を示す写真である。 図４は、熱間圧延焼鈍後の断面の金属組織を示す写真である。 図５は、微細析出物の観察結果（ＳＥＭ　５００００倍）を示す写真である。
　最初に本発明を導くに至った実験結果について述べる。
　質量％で、Ｃ：０．００１１％、Ｓｉ：０．７％、Ｍｎ：０．１７％、Ｐ：０．０７３％、Ａｌ：０．３１％、及びＳｎ：０．０９５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物である成分組成の鋼を用いた鋼塊を実験室的に溶製した。フォーマスタ試験で、この鋼のＡｒ１変態点は９６３℃、Ａｒ３変態点は１０２０℃、Ａｃ１変態点は１０６０℃であることを確認した。
　次に、その鋼塊を１１５０℃の温度で１時間加熱し、熱間圧延を施した。このとき、仕上げ圧延終了温度ＦＴを８８０℃～１０８０℃の範囲で変化させた。なお、仕上げ厚は２．５ｍｍであった。
　次に、得られた熱間圧延鋼板に、温度８５０℃、保定時間１～１２０分の熱間圧延焼鈍を施し、あるいは、熱間圧延焼鈍を施さずに、鋼板を酸洗し、鋼板の厚さが０．５ｍｍになるまで冷間圧延し、さらに９００℃、３０秒の仕上げ焼鈍を行った。
　そして、得られた仕上げ焼鈍鋼板から５５ｍｍ×５５ｍｍの試験片を切り出し、ＪＩＳ　Ｃ　２５５６に定める励磁電流法によって、圧延方向（Ｌ方向）及び圧延方向に直角の方向（Ｃ方向）の磁気測定を行った。図１に、熱間圧延焼鈍の保定時間を変化させた場合の、仕上げ圧延終了温度ＦＴとＬ・Ｃ方向の平均磁束密度Ｂ５０との関係を示す。なお、図２には、熱間圧延焼鈍の保定時間を変化させた場合の、仕上げ圧延終了温度ＦＴと鉄損Ｗ１５／９０との関係を示す。
　熱間圧延焼鈍を施さなかった場合、平均磁束密度Ｂ５０は、仕上げ圧延終了温度ＦＴがＡｒ１変態点近傍で最も高い。保定時間１分では、仕上げ圧延終了温度ＦＴがＡｒ１変態点以下の場合、材料の平均磁束密度Ｂ５０が急激に上昇し、仕上げ圧延終了温度ＦＴが低いほど平均磁束密度Ｂ５０は高くなる。保定時間が１５分でも同様の傾向で、平均磁束密度Ｂ５０は１．７９Ｔに達する。１２０分保定すると、仕上げ圧延終了温度ＦＴがＡｒ１変態点以上の場合、材料の平均磁束密度Ｂ５０が急激に増加し、仕上げ圧延終了温度ＦＴに関係なく１．８１Ｔ前後になった。
　しかし一方で、仕上げ圧延終了温度ＦＴが１０６０℃、熱間圧延焼鈍条件が焼鈍温度８５０℃で保定時間１２０分とした場合の冷間圧延を経て仕上げ焼鈍を行った後の仕上げ焼鈍鋼板には、図３に示すような圧延直角方向に伸びる、複数の板厚方向に貫通する折れが観察された。なお、同図に折れ部を点線で示した。
　実製品でこのような折れが発生すると占積率の低下に繋がる。表１に折れが観察された条件を示すが、この様な折れの現象は仕上げ圧延終了温度ＦＴが高く、熱間圧延焼鈍の保定時間が長い場合に観察される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　次に、折れの発生の原因を探るために、仕上げ圧延終了温度ＦＴの異なる熱間圧延鋼板に対し、異なる条件で熱間圧延焼鈍を施した熱間圧延焼鈍鋼板の組織を調べた。図４に、熱間圧延焼鈍後の断面組織を示す。
　仕上げ圧延終了温度ＦＴが８８０℃（α域）の熱間圧延焼鈍鋼板では、保定時間と共に均一に粒成長することが分かる。一方、仕上げ圧延終了温度ＦＴが１０６０℃（γ域）の場合、保定時間が１５分では組織は細かいが、保定時間が１２０分になると急激に組織が成長している。このことから、仕上げ焼鈍鋼板に見られる折れは、冷間圧延前の組織が大きすぎるため、冷間圧延、再結晶後に鋼板に折れが生じたものと考えられる。
　さらに、このような熱間圧延焼鈍後の組織変化の原因を探るため、仕上げ圧延終了温度ＦＴが８８０℃と１０６０℃の熱間圧延直後の熱間圧延鋼板についてＳＥＭ（Scanning Electron Microscope）を用いて微細組織の観察を行った。図５に微細組織観察の結果を示す。仕上げ圧延終了温度ＦＴが１０６０℃の場合、粒界に微細析出物が観察され、この微細析出物がＡｌＮであることが確認された。この微細なＡｌＮは焼鈍の保定時間が短い時は粒成長が抑制されるが、長時間になるとライプニングして粒界のピン止めが外れ、異常粒成長が起こると推測される。一方、仕上げ圧延終了温度ＦＴが８８０℃の場合、粒界の微細析出物は観察されなかった。従ってこの場合は、正常に粒成長する。このＡｌＮの析出に違いがでるメカニズムは明確ではないが、下記の様に考えられる。
　ＡｌＮは、その溶解度がγ相よりもα相で小さくなるため、母相がγ相からα相に変態すると多量に析出する。一方、γ相の粒に加工を施すと、変態前のγ相の組織は、場合によっては未再結晶組織を含み、再結晶したとしてもその粒径は圧下前のγ相の粒径より小さい。そして母相が変態すると、旧γ相の粒界を析出サイトとしてα核が生じ、微細なα相組織となる。変態と同時にＡｌＮは析出しやすくなるので、α相の粒の粒界は析出サイトとなり、ＡｌＮは微細に多量に析出する。
　上記実験から、α－γ変態を持つ成分組成を有する鋼において優れた磁気特性を得るには熱間圧延鋼板に焼鈍を施すことが重要であるが、冷間圧延後の仕上げ焼鈍後の鋼板に折れを生成させるような異常粒成長をさせないために、熱間圧延の仕上げ圧延終了温度をＡｒ１近傍よりも低下させることが必要であることが分かった。
　本発明は、このような検討結果に基づきなされたものであり、以下、本発明で規定する無方向性電磁鋼板及びその製造方法の要件について、順次詳細に述べる。
　まず、本発明の無方向性電磁鋼板に用いる鋼の成分組成の限定理由について説明する。以下で含有量の％は、質量％を意味する。
＜Ｃ：０．００５％以下＞
　Ｃは鉄損を劣化させ、磁気時効の原因にもなる有害な元素なので、０．００５％以下とする。好ましくは０．００３％以下である。０％も含む。
＜Ｓｉ：０．１％～２．０％＞
　Ｓｉは鋼の固有抵抗を増加させ鉄損を低下させる元素であり、下限は０．１％とする。過剰な添加は磁束密度を低下させる。従ってＳｉの上限は２．０％とする。好ましくは０．１％～１．６％である。
＜Ｍｎ：０．０５％～０．６％＞
　Ｍｎは鋼の固有抵抗を高め、また硫化物を粗大化して無害化する。ただし過剰な添加は鋼の脆化、コストの上昇に繋がる。従って０．０５％～０．６％とする。好ましくは０．１％～０．５％である。
＜Ｐ：０．１００％以下＞
　Ｐは再結晶後の鋼板の硬度を確保するために添加する。過剰な添加は鋼の脆化を招く。従って０．１００％以下とする。好ましくは０．００１％～０．０８％である。
＜Ａｌ：０．５％以下＞
　ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成しやすい。後に述べる熱間圧延の方法を適用することによって、微細析出を防止できるが、多すぎるとその熱間圧延の方法を用いても微細に析出する傾向を持つ。従って、０．５％以下とする。一方で脱酸に有効な元素でもある。好ましくは、０．０３％～０．４％である。
＜Ｓｎ、Ｓｂの少なくとも一方：０．０５％～０．２％＞
　ＳｎやＳｂは冷間圧延、再結晶後の集合組織を改善して、その磁束密度を向上させるために必要に応じて添加される。ただし過剰な添加は鋼を脆化させる。このため、添加する場合は０．０５％～０．２％とするのがよい。好ましくは０．０５％～０．１５％である。
＜Ｂ：０．０００５％～０．００３０％＞
　ＢはＢＮを形成し、Ａｌに優先してＮを固定して、鋼板がγ相からα相に変態した時のＡｌＮの微細析出を抑える作用があり、このために必要に応じて添加される。しかし過剰に添加すると、固溶して集合組織を劣化させ、磁束密度を低下させる。このため、添加する場合は０．０００５％～０．００３０％とするのがよい。好ましくは０．００１％～０．００２％である。
＜Ｎ＞
　先に記述したように、本発明ではＡｌＮの微細析出を抑制することで優れた磁気特性を得ようとするものである。前提としている窒素含有量は通常の範囲のものであり特に規定するものでではないが、例えば、４０ｐｐｍの含有でも本発明を用いれば、良好な磁気特性が得られる。好ましくは３０ｐｐｍ以下、より好ましくは２０ｐｐｍ以下にすることで、より良好な磁気特性を得ることができる。
　本発明の無方向性電磁鋼板は以上のようなα‐γ変態系の鋼組成を有するものであり、組成の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。
　続いて本発明の無方向電磁鋼板のその他の特徴について説明する。
　本発明では、鋼板内における平均直径１０ｎｍ～２００ｎｍの非磁性析出物ＡｌＮの個数密度を１０個／μｍ３以下に抑える。
　上記のような観察の結果、本発明では熱間圧延焼鈍時や仕上げ焼鈍時の粒成長に最も影響を与えるＡｌＮの平均直径は１０ｎｍ～２００ｎｍであった。従ってこのサイズのＡｌＮの個数密度を規定する。個数密度が１０個／μｍ３を超えると、熱間圧延焼鈍時に熱間圧延鋼板の再結晶の粒成長が十分でなく、磁束密度の低下に繋がる。更に、冷間圧延後の仕上げ焼鈍時における再結晶での粒成長にも悪影響を与える。好ましくは、５個／μｍ３以下である。
　また、本発明の無方向性電磁鋼板の組織は、未再結晶組織を含まないフェライト粒からなる組織であって、そのフェライト粒の平均粒径が３０μｍ～２００μｍであるようにする。未再結晶組織を含む場合や、完全に再結晶していても、平均粒径が３０μｍ未満ではヒステリシス損失が大きくなり、トータルの鉄損が増加する。好ましくは４０μｍ以上、更に好ましくは６０μｍ以上である。また、フェライト粒の平均粒径が２００μｍを超えると渦電流損が増大し、全鉄損が増加してしまう。好ましくは１５０μｍ以下である。
　以上のような構成の無方向性電磁鋼板において、圧延方向及び圧延直角方向の平均磁束密度Ｂ５０は１．７５Ｔ以上である。また、先に説明したように、ＳｎやＳｂは、冷間圧延、再結晶後の集合組織を改善して、その平均磁束密度Ｂ５０を向上させる作用を持つ。
　次に、本発明の無方向性電磁鋼板を得るための製造方法を説明する。
　本発明の製造方法は、上記に記載の鋼組成を有するスラブに対して熱間圧延を施し、得られた熱間圧延鋼板に焼鈍を施し、酸洗後に冷間圧延を施し、その後仕上げ焼鈍を施すが、熱間圧延鋼板への焼鈍は、連続焼鈍やバッチ焼鈍などの外部からコイルを加熱する方法の他に、熱間圧延時の熱を利用して自己焼鈍する方法も可能である。
　熱間圧延焼鈍の方法によらず、熱間圧延においてスラブを加熱する温度は、硫化物などの不純物の再固溶－微細析出を防ぎ、鉄損を劣化させないため１２５０℃以下とする。ただし加熱温度が低すぎると熱間圧延の能力の低下を招くので１０５０℃以上とする。好ましくは１１００℃～１２００℃である。
　続いて行われる熱間圧延の粗圧延やデスケーリングは、通常の方法で行えば良く、特に条件を限定するものではない。
　以降、熱間圧延鋼板の焼鈍を外部加熱で行う場合と自己焼鈍で行う場合とに分けて説明する。
　まず外部から加熱する方法の場合である。熱間圧延の仕上げ圧延においては、その終了温度ＦＴを８００℃～（Ａｒ１変態点＋２０℃）とする。仕上げ圧延終了温度ＦＴを８００℃未満とすると、熱間圧延の操業が不安定になり生産性が低下する。一方、仕上げ圧延終了温度ＦＴをＡｒ１変態点＋２０℃超とした場合、ＡｌＮが変態後のα粒の粒界に多量に微細析出し、熱間圧延焼鈍鋼板におけるフェライト粒の粒成長が阻害される。更に先に説明したように、熱間圧延焼鈍条件との組み合わせによっては、冷間圧延、再結晶後の鋼板に折れが生じてしまう。好ましくは、８００℃～Ａｒ１変態点の範囲である。
　コイル巻き取り温度は、５００～７００℃とする。５００℃未満では、熱間圧延の操業が不安定になる。７００℃以上では、鋼板の表面にスケールが多く吸着し、酸洗でスケールを除去することが困難になる。
　次に行う熱間圧延焼鈍は、温度が低すぎると平均磁束密度Ｂ５０の増加が十分ではなく、温度が高すぎると変態を起こして、焼鈍後の組織が微細化する。従って７５０℃～Ａｃ１変態点の温度範囲とする。保定時間は、適宜選択できる。方式は連続焼鈍でも、箱焼鈍でも可能である。
　その後、熱間圧延焼鈍鋼板は、酸洗後、冷間圧延されて冷間圧延鋼板が得られ、その後、仕上げ焼鈍される。仕上げ焼鈍工程においては、焼鈍後の組織を、未再結晶組織を含まないフェライト相とし、かつ、そのフェライト粒の平均粒径を３０μｍ～２００μｍとする。そのフェライト粒の平均粒径を３０μｍ以上とするために、焼鈍温度を８００℃以上とする。ただしＡｃ１変態点を超えると、組織は細粒化するので、Ａｃ１変態点以下とする。好ましくは８５０℃～Ａｃ１変態点である。
　次に、熱間圧延時の熱を利用する自己焼鈍の場合について述べる。熱間圧延の仕上げ圧延終了温度ＦＴは、先の外部加熱法の場合と同様８００℃～（Ａｒ１変態点＋２０℃）とする。Ａｒ１変態点＋２０℃以上で操業した場合、その後の自己焼鈍においてフェライト粒の粒成長が阻害されるので、それを避ける為である。また下限は熱間圧延の操業の安定化のため８００℃とするが、巻き取り後の自己焼鈍の温度を高めるためには高い方がよい。好ましくは８５０℃～Ａｒ１変態点＋２０℃である。
　熱間圧延の熱でコイル自身を焼鈍する自己焼鈍のために、コイル巻き取り温度は７８０℃以上とする。脱スケール性を良くするためなどの理由でコイルを水冷する場合は、水冷開始までの時間を１０分以上とする。これらの操作により熱間圧延により形成された組織は粗大化し、磁束密度は向上する。また析出物も粗大化し、冷間圧延後の仕上げ焼鈍時の粒成長を良好にする。巻き取り温度は、温度が高いほど自己焼鈍により組織が大きくなるので、８００℃以上、更には、８５０℃以上が好ましい。
　巻き取り温度を高めるために仕上げ圧延の直前に粗バーを加熱してもよい。また鋼成分によっては、Ａｒ１変態点が低いため先の仕上げ温度の限定から、続く巻き取り温度も低下する場合がある。その場合は巻き取り直前の熱間圧延鋼板を加熱し、Ａｃ１変態点よりも低い温度に昇温することができる。これらの加熱方法は特に限定しないが、誘導加熱などを用いることができる。
　また巻き取り温度の上限は、Ａｃ１変態点以下とするのが好ましい。Ａｃ１変態点よりも高くなると、冷却過程で再度変態し、冷間圧延前の組織が微細になり、冷間圧延、再結晶後の磁束密度が低下してしまう。
　以上の工程で製造された自己焼鈍鋼板は、酸洗後、冷間圧延されて冷間圧延鋼板が得られ、その後、仕上げ焼鈍される。仕上げ焼鈍工程においては、焼鈍後の組織を、未再結晶組織を含まないフェライト相とし、かつ、そのフェライト粒の平均粒径を３０μｍ～２００μｍとする。そのフェライト粒の平均粒径を３０μｍ以上とするために、焼鈍温度を８００℃以上とする。ただしＡｃ１変態点を超えると、組織は細粒化するので、Ａｃ１変態点以下とする。好ましくは８５０℃～Ａｃ１変態点である。
　本発明は、以上のような高磁束密度で低鉄損の無方向性電磁鋼板及びその電磁鋼板を製造する方法であるが、以下、実施例を用いて、そのような本発明の実施可能性及び効果についてさらに説明する。なお、以下に説明する実験における条件等は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した例であり、本発明は、これらの例に限定されるものではない。
＜実施例１＞
　表２に示した成分組成のインゴットを実験室で真空溶解して製造し、次いで、このインゴットを加熱し、粗圧延して厚さ４０ｍｍの粗バーを得た。得られた粗バーに熱間仕上げ圧延を施し、厚さが２．５ｍｍの熱間圧延鋼板とし、８５０℃、１５分の熱間圧延焼鈍の後、酸洗を行って、０．５ｍｍまで冷間圧延し、仕上げ焼鈍を行った。同表に各鋼の変態温度、熱間圧延加熱温度、仕上げ圧延温度、巻き取り相当温度、及び冷間圧延後の仕上げ焼鈍温度を示す。
　次に、得られた試料の磁気特性評価はエプスタイン法（ＪＩＳ　Ｃ　２５５６）で行い、粒径測定（ＪＩＳ　Ｇ　０５５２）、析出物観察も行った。その結果も同表に示す。磁気特性（磁束密度）は、Ｌ方向及びＣ方向の平均値で示した。今回の評価では、平均磁束密度Ｂ５０が１．７５Ｔ以上、鉄損Ｗ１５／５０が５．０Ｗ／ｋｇ以下のものを良好なものとして評価し、本発明例ではすべて良好な特性が得られた。
　表２に示すように、本発明範囲の成分組成の無方向性電磁鋼板では、優れた磁気特性が得られた。一方、比較例では、Ｂ３は平均磁束密度Ｂ５０が低く、Ｂ６は鋼板に破断が生じ、それ以外のものは鉄損が大きかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
＜実施例２＞
　質量％で、Ｃ：０．００１４％、Ｓｉ：０．５％、Ｍｎ：０．２％、Ｐ：０．０７６％、Ａｌ：０．３％、及びＳｎ：０．０９％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物である成分組成の鋼よりなるインゴットを実験室の真空溶解炉で溶製した。この鋼のＡｒ１変態点は９５５℃、Ａｒ３変態点は９８５℃、Ａｃ１変態点は１０１８℃である。
　このインゴットを用いて、表３に示す条件で、熱間圧延、熱間圧延焼鈍を行い、酸洗後、０．５ｍｍに冷間圧延後、同表に示す条件で仕上げ焼鈍を行った。
　得られた材料について、実施例１と同様に、磁気測定、粒径測定、析出部観察を行った。製造条件と測定結果とをあわせて表３に示す。Ｓｎを添加した本実施例において、本発明の製造条件で製造すると、平均磁束密度Ｂ５０が１．７７Ｔ以上、鉄損Ｗ１５／５０が４．５Ｗ／ｋｇ以下の良好な特性が得られた。
　本発明範囲の製造方法で製造した無方向性電磁鋼板は、優れた磁気特性が得られた。一方、Ｄ２、Ｄ３及びＤ５については、いずれも熱間圧延の操業が不安定となる温度で処理したため、今回の実験では優れた磁気特性の無方向性電磁鋼板は得られたものの、再現性までは確認できなかった。また、Ｄ４については、磁気特性は優れていたものの、鋼板の表面に付着したスケールを酸洗で十分に除去できず、冷間圧延で鋼板形状が異常に劣化したため、製品として取り扱うことができないものであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
＜実施例３＞
　転炉で溶製した溶鋼を真空脱ガス処理し、表４に示した成分組成に調整後、連続鋳造してスラブとし、このスラブを加熱して熱間圧延を施し、厚さが２．５ｍｍの熱間圧延板として巻き取った。同表には、それぞれの鋼の変態温度、スラブの加熱温度、仕上げ圧延の終了温度、熱間圧延鋼板の巻き取り温度を示す。
　その後、この熱間圧延鋼板を酸洗し、０．５ｍｍまで冷間圧延し、仕上げ焼鈍を行った。同じく同表に仕上げ焼鈍温度を示す。
　得られた材料について、実施例１と同様に、磁気測定、粒径測定、析出部観察を行った。製造条件と測定結果とをあわせて表４に示す。今回の評価では、平均磁束密度Ｂ５０が１．７５Ｔ以上、鉄損Ｗ１５／５０が５．０Ｗ／ｋｇ以下のものを良好なものとして評価し、本発明例ではすべて良好な特性が得られた。
　本発明範囲の成分組成の無方向性電磁鋼板は、優れた磁気特性が得られた。一方、比較例では、Ｆ３は平均磁束密度Ｂ５０が低く、Ｆ６は鋼板に破断が生じ、それ以外のものは鉄損が大きかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
＜実施例４＞
　Ｃ：０．００１１％、Ｓｉ：０．５％、Ｍｎ：０．１７％、Ｐ：０．０７３％、Ａｌ：０．３１％、及びＳｎ：０．０９５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物である成分組成のスラブを転炉で溶製した。この鋼のＡｒ１変態点は９５５℃、Ａｒ３変態点は９８５℃、Ａｃ１変態点は１０１８℃であった。
　このスラブを、加熱し、熱間圧延を施し、厚さが２．５ｍｍの熱間圧延鋼板として巻き取った。表５に、スラブの加熱温度、仕上げ圧延の終了温度、熱間圧延鋼板の巻き取り温度を示す。巻き取ったコイルは１５分保持し、その後水冷した。巻き取り温度の高い一部の材料については、巻き取り直前に加熱を行った。
　その後、熱間圧延鋼板を酸洗し、０．５ｍｍまで冷間圧延し、表５に示す温度で３０秒間の仕上げ焼鈍を行った。
　得られた材料について、実施例１と同様に、磁気測定、粒径測定、析出部観察を行った。製造条件と測定結果をあわせて表５に示す。Ｓｎを添加した本実施例において、本発明の製造条件で製造すると、平均磁束密度Ｂ５０が１．７７Ｔ以上、鉄損Ｗ１５／５０が４．５Ｗ／ｋｇ以下の良好な特性が得られた。
　本発明範囲の製造方法で製造した無方向性電磁鋼板は、優れた磁気特性が得られている。一方、比較例では、Ｆ３は平均磁束密度Ｂ５０が低く、Ｆ６は、鋼板に破断が生じ、それ以外のものは鉄損が大きかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　本発明により、モータなど各種機器の高効率化に寄与できる。

Claims (9)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．００５％以下、
    　Ｓｉ：０．１％～２．０％、
    　Ｍｎ：０．０５％～０．６％、
    　Ｐ：０．１００％以下、
    　Ａｌ：０．５％以下、
    　を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物であり、
    　平均直径１０ｎｍ～２００ｎｍの非磁性析出物ＡｌＮを、個数密度１０個／μｍ３以下含有し、かつ、未再結晶組織を含まないフェライト粒からなる組織であり、前記フェライト粒の平均粒径が３０μｍ～２００μｍであり、
    　圧延方向及び圧延直角方向の平均の磁束密度Ｂ５０が１．７５Ｔ以上であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
  2. 　さらに、質量％で、Ｓｎ、Ｓｂの少なくとも一方を０．０５％～０．２％含有することを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
  3. 　さらに、質量％で、Ｂを０．０００５％～０．００３０％含有することを特徴とする請求項１または２に記載の無方向性電磁鋼板。
  4. 　質量％で、
    　Ｃ：０．００５％以下、
    　Ｓｉ：０．１％～２．０％、
    　Ｍｎ：０．０５％～０．６％、
    　Ｐ：０．１００％以下、
    　Ａｌ：０．５％以下
    　を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物である鋼組成を有するスラブに熱間圧延を施して熱間圧延鋼板を得る工程と、
    　前記熱間圧延鋼板に熱間圧延焼鈍を施して熱間圧延焼鈍鋼板を得る工程と、
    　前記熱間圧延焼鈍鋼板に冷間圧延を施して冷間圧延鋼板を得る工程と、
    　前記冷間圧延鋼板に仕上げ焼鈍を施す工程とを有し、
    　前記熱間圧延において、前記スラブの加熱温度を１０５０℃～１２５０℃、仕上げ圧延の終了温度を８００℃～（Ａｒ１変態点＋２０℃）、コイルの巻き取り温度を５００℃～７００℃とし、
    　前記熱間圧延焼鈍における焼鈍温度を７５０℃～Ａｃ１変態点とし、前記仕上げ焼鈍における焼鈍温度を８００℃～Ａｃ１変態点とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
  5. 　前記スラブは、さらに質量％で、Ｓｎ、Ｓｂの少なくとも一方を０．０５％～０．２％含有することを特徴とする請求項４に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  6. 　前記スラブは、さらに質量％で、Ｂを０．０００５％～０．００３０％含有することを特徴とする請求項４または５に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  7. 　質量％で、
    　Ｃ：０．００５％以下、
    　Ｓｉ：０．１％～２．０％、
    　Ｍｎ：０．０５％～０．６％、
    　Ｐ：０．１００％以下、
    　Ａｌ：０．５％以下
    　を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物である鋼組成を有するスラブに熱間圧延を施して熱間圧延鋼板を得る工程と、
    　前記熱間圧延鋼板に冷間圧延を施して冷間圧延鋼板を得る工程と、
    　前記冷間圧延鋼板に仕上げ焼鈍を施す工程とを有し、
    　前記熱間圧延において、前記スラブの加熱温度を１０５０℃～１２５０℃、仕上げ圧延の終了温度を８００℃～（Ａｒ１変態点＋２０℃）、コイルの巻き取り温度を７８０℃以上とし、
    　前記仕上げ焼鈍における焼鈍温度を８００℃～Ａｃ１変態点とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
  8. 　前記スラブは、さらに質量％で、Ｓｎ、Ｓｂの少なくとも一方を０．０５％～０．２％含有することを特徴とする請求項７に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  9. 　前記スラブは、さらに質量％で、Ｂを０．０００５％～０．００３０％含有することを特徴とする請求項７または８に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
     
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